WO2010137679A1 - 磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリ - Google Patents

磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリ Download PDF

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WO2010137679A1
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magnetic
magnetic layer
magnetization
tunnel magnetoresistive
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PCT/JP2010/059066
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池田正二
島津武仁
大野英男
山本浩之
山田将貴
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株式会社日立製作所
国立大学法人東北大学
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    • H01F10/3254—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the spacer being semiconducting or insulating, e.g. for spin tunnel junction [STJ]
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    • H01F10/3272—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn by use of anti-parallel coupled [APC] ferromagnetic layers, e.g. artificial ferrimagnets [AFI], artificial [AAF] or synthetic [SAF] anti-ferromagnets
    • H01F10/3277—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn by use of anti-parallel coupled [APC] ferromagnetic layers, e.g. artificial ferrimagnets [AFI], artificial [AAF] or synthetic [SAF] anti-ferromagnets by use of artificial ferrimagnets [AFI] only
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    • H10B61/22—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices comprising components having three or more electrodes, e.g. transistors of the field-effect transistor [FET] type

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element using a perpendicular magnetization material and a random access memory using the same.
  • MRAM Magnetic Random Access Memory
  • MRAM Magnetic Random Access Memory
  • MTJ Magnetic Tunneling Junction
  • TMR tunneling magnetoresistance
  • the MTJ element has a structure in which a nonmagnetic layer (insulating layer) is sandwiched between two ferromagnetic layers, and the magnetization direction of one ferromagnetic layer (recording layer) can be reversed by an external magnetic field.
  • information is recorded by controlling the magnetization direction of the magnetic layer. Since the magnetization direction of the magnetic material does not change even when the power is turned off, a nonvolatile operation in which recorded information is retained can be realized.
  • Patent Document 1 discloses an MTJ element using an in-plane magnetization material as a recording layer and utilizing spin-injection magnetization reversal and a memory in which the MTJ element is integrated: SPRAM (SPin-transfer magnetic Random Access Memory).
  • thermal stability of magnetic information in the MTJ element becomes a problem.
  • the thermal energy due to the environmental temperature is higher than the magnetic energy necessary for reversing the magnetization direction of the recording layer of the MTJ element, magnetization reversal occurs without applying an external magnetic field or current. Since the magnetic energy of the MTJ element decreases as the size decreases, this thermal stability decreases as the element becomes finer. In order to maintain thermal stability even in a fine region and realize a highly reliable operation, it is effective to increase the magnetocrystalline anisotropy of the recording layer material of the MTJ element.
  • Patent Document 2 an MTJ element using a perpendicular magnetization material having higher magnetocrystalline anisotropy than an in-plane magnetization material has been disclosed (Patent Document 2). Further, in the MTJ element to which the perpendicular magnetization material is applied, the influence of the demagnetizing field applied in the recording layer is different from the in-plane magnetization MTJ element and works in the direction of reducing the current density required for the magnetization reversal (write current density). Therefore, there is an advantage that the write current density can be reduced and the power consumption can be suppressed as compared with the in-plane magnetization MTJ element.
  • magnesium oxide MgO
  • insulating layer barrier layer
  • CoFeB CoFeB, etc.
  • CoFeB CoFeB, etc.
  • the structure which does is disclosed (patent document 3).
  • the perpendicular magnetization ferromagnetic layer is disposed in direct contact with the high polarizability magnetic layer.
  • an element using a structure (laminated ferrimagnetic structure) in which a nonmagnetic layer is sandwiched between two ferromagnetic layers has been proposed as a perpendicular magnetization layer adjacent to a high polarizability magnetic layer (Patent Document 3).
  • FIG. 1 shows a configuration of a laminated thin film of perpendicular magnetization MTJ elements disclosed in Patent Document 3.
  • a laminated ferrimagnetic structure 214 composed of magnetic layers 205 and 206 showing perpendicular magnetization and a nonmagnetic layer 209 is formed below the barrier layer 213, and a laminated film consisting of magnetic layers 207 and 208 showing perpendicular magnetization and the nonmagnetic layer 210 is formed on the upper side.
  • a ferri structure 215 is formed.
  • high polarizability magnetic layers 211 and 212 are disposed on both side interfaces of the barrier layer 213. Note that arrows 216-1, 216-2, 217-1, and 217-2 in FIG. 1 indicate the directions of magnetization of the magnetic layers.
  • An object of the present invention is to provide a perpendicular magnetization MTJ element that has excellent thermal stability as compared with the prior art, a low write current, and a high TMR ratio. More specifically, the present invention controls the crystal orientation of a barrier layer important for realizing a high TMR ratio and a ferromagnetic layer having a high polarizability adjacent to the barrier layer, and at the same time, has a high perpendicular magnetic anisotropy.
  • An MTJ element to which a magnetized material is applied is provided.
  • a ferromagnetic layer having a high polarizability is disposed on both sides of the barrier layer as a laminated thin film configuration for producing an MTJ element.
  • a laminated ferrimagnetic structure composed of a high polarizability magnetic layer / nonmagnetic layer / perpendicularly magnetized magnetic layer is formed above and below the barrier layer using a nonmagnetic layer and a magnetic layer exhibiting perpendicular magnetization.
  • One laminated ferri structure acts as a fixed layer, and the other laminated ferri structure acts as a recording layer.
  • a perpendicular magnetization MTJ element that exhibits a high TMR ratio and is excellent in thermal stability can be manufactured. Furthermore, it becomes easy to form a thin film by a method suitable for mass production such as sputtering, and the range of selection of the perpendicular magnetization material is expanded.
  • the magnetization of the recording layer is reversed by utilizing the mechanism of spin injection magnetization reversal. That is, a current is passed through the element, and the spin of the spin-polarized current gives a torque to the magnetic moment of the magnetic recording layer, thereby reversing the magnetization of the recording layer.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of the MTJ element in Example 1.
  • a laminated ferrimagnetic structure 51 including a first magnetic layer 21 and a first nonmagnetic layer 31 exhibiting perpendicular magnetization and a first high polarizability magnetic layer 41 having a high electron spin polarizability is provided below the barrier layer 10.
  • a laminated ferri structure 52 is formed on the upper side of the barrier layer 10 by the second magnetic layer 22 and the second nonmagnetic layer 32 exhibiting perpendicular magnetization, and the second high polarizability magnetic layer 42. As shown in FIG.
  • the first magnetic layer 21 and the first high polarizability magnetic layer 41 are antiferromagnetically coupled via the first nonmagnetic layer 31,
  • the directions of the magnetizations 61 and 62 are antiparallel. The same applies to the laminated ferri structure 52.
  • the perpendicularly magnetized magnetic layers 205 (207) and 206 (208) form a laminated ferrimagnetic structure via the nonmagnetic layer 209 (210).
  • the polarizability magnetic layer 211 (212) and the magnetic layer 206 (207) are directly laminated.
  • the structure of the invention of Patent Document 3 is different in that the high polarizability magnetic layer 41 (42) and the magnetic layer 21 (22) constitute a laminated ferri with the nonmagnetic layer 31 (32). Different.
  • each layer is MgO (film thickness: 1 nm) for the barrier layer 10, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy (film thickness: 10 nm) for the first magnetic layer 21, and the second magnetic layer 22.
  • M-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy film thickness: 3 nm
  • Ru film thickness: 0.8 nm
  • the first high CoFeB film thickness: 1 nm
  • a film in which a Ta layer (film thickness: 5 nm) and a Pt layer (film thickness: 10 nm) were stacked in this order was used.
  • Ru film thickness: 20 nm
  • Ru film thickness: 5 nm
  • Each layer was formed on the Si substrate 5 using an RF sputtering method using Ar gas.
  • a pressure of 1 mTorr, an Ar gas flow rate of 30 sccm and an RF power of 300 W were used.
  • the laminated film After forming the laminated film, it was processed into a pillar shape having an upper surface area of 50 ⁇ 50 nm using electron beam (EB) lithography and ion beam etching. Thereafter, the upper electrode 12 having a laminated structure of Cr (film thickness: 5 nm) / Au (film thickness: 100 nm) was formed. The element manufactured through the above steps was annealed at 300 ° C. Although not shown, the upper electrode layer 12 and the lower electrode layer 11 are connected to wirings for supplying current to the element.
  • EB electron beam
  • CoFeB as the first high polarizability magnetic layer 41 grows in an amorphous state on Ru as the first nonmagnetic layer 31.
  • the MgO of the barrier layer 10 is oriented and grown at (001) on the amorphous CoFeB.
  • the CoFeB of the second high polarizability magnetic layer 42 thereon is also grown amorphous.
  • this laminated film is annealed at 300 ° C., using the MgO (001) of the barrier layer 10 as a seed, the first high polarizability magnetic layer 41 disposed on both sides, and the second high polarization.
  • the CoFeB of the magnetic constant layer 42 is crystallized from an amorphous state to bcc (001).
  • the tunnel resistance ratio (TMR ratio) in the MTJ element strongly depends on the crystal structure of the barrier layer and the ferromagnetic layer at the interface thereof, and is a combination of the MgO (001) barrier layer and the ferromagnetic layer oriented in bcc (001). Thus, a high TMR ratio can be obtained (Non-Patent Document 1).
  • CoFeB when CoFeB is crystallized by annealing, the orientation is affected by the crystal structure of the layer on the side opposite to MgO (in this embodiment, nonmagnetic layers 31 and 32). Depending on the material in contact with CoFeB, the crystallization of CoFeB may not proceed in the bcc (001) orientation.
  • Ru of the nonmagnetic layers 31 and 32 in contact with CoFeB of the high polarizability magnetic layers 41 and 42 is a material used for the CoFeB / Ru / CoFeB laminated ferrimagnetic structure in the in-plane magnetization MTJ element. It is known that CoFeB does not hinder bcc (001) orientation growth (Patent Document 4).
  • Ru underlying layer of Co 75 Pt 25 ordered alloy of the magnetic layers 21 and 22, is a good material as the cap layer, Co 75 Pt 25 rules with high magnetic anisotropy by arranging the Ru to base Alloys (magnetic layers 21, 22) can be formed.
  • a laminated ferrimagnetic structure including a perpendicular magnetic layer / Ru / high polarizability magnetic layer and a high polarizability magnetic layer / Ru / perpendicular magnetization magnetic layer is applied above and below the MgO barrier layer.
  • a bcc-CoFeB (001) / MgO (001) / bcc- (001) CoFeB structure capable of forming a highly anisotropic perpendicular magnetization magnetic layer and simultaneously obtaining a high TMR ratio can be formed.
  • the barrier layer 10 the first magnetic layer 21, the second magnetic layer 22, the first high polarizability magnetic layer 41, the second high polarizability magnetic layer 42 related to the resistance change of the element, Only the first nonmagnetic layer 31 and the second nonmagnetic layer 32 are shown.
  • the magnetization of the second magnetic layer 22 having a smaller thickness than that of the first magnetic layer 21 is reversed first.
  • 2 high polarizability magnetic layer 42 / second nonmagnetic layer 32 / second magnetic layer 22) serves as a recording layer, and a laminated ferrimagnetic structure (first magnetic layer 21 / first nonmagnetic layer) on the lower side. 31 / first high polarizability magnetic layer 41) becomes the fixed layer.
  • FIG. 3A shows an initial state in which no current is passed through the element.
  • Both the magnetization 61 of the first magnetic layer 21 and the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 face upward.
  • the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42 are respectively connected to the first magnetic layer 21, the first nonmagnetic layer 31, and the second nonmagnetic layer 32, respectively.
  • CoFeB which is the material of the high polarizability magnetic layers 41 and 42, is originally an in-plane magnetization material. However, when it is magnetically coupled to the perpendicular magnetization magnetic layers 21 and 22, the magnetization is perpendicular.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 faces downward, and similarly, with the second magnetic layer 22 and antiferromagnetic coupling.
  • the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 also faces downward.
  • FIG. 3B shows the direction of magnetization when a current is passed through the element from the state of FIG.
  • spin-polarized electrons 80 pass through the second high polarizability magnetic layer 42 and flow into the first high polarizability magnetic layer 41.
  • only electrons having spins in the same direction as the spins of the second high polarizability magnetic layer 42 flow into the first high polarizability magnetic layer 41, and electrons having spins in the reverse direction flow into the barrier layer 10. Reflected on the surface.
  • the reflected electrons act on the magnetization of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer, and the magnetization of the second high polarizability magnetic layer 42 is reversed by the spin injection magnetization reversal.
  • the magnetization of the second magnetic layer 22 having antiferromagnetic coupling in the laminated ferrimagnetic structure is also reversed.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 in the recording layer are in an antiparallel arrangement, and the MTJ element changes from the low resistance state to the high resistance state.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer are arranged in parallel, and the resistance of the MTJ element is changed from a high resistance state to a low resistance. Switch to state.
  • Example 1 As a result of producing and evaluating an element having the structure of Example 1, a TMR ratio of 100% or more was obtained. Further, E / k B T (E: magnetic energy of recording layer, k B : Boltzmann constant, T: operating temperature), which is a thermal stability index, is several times higher than the MTJ element having in-plane magnetization. Obtained. Furthermore, since a laminated ferrimagnetic structure is used in the present invention, the thermal stability is the same as that of the element having the configuration shown in FIG. 1, and the characteristics are improved as compared with a perpendicular magnetization MTJ element having a single recording layer. did.
  • E magnetic energy of recording layer
  • k B Boltzmann constant
  • T operating temperature
  • Example 1 an m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy was applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22, but other perpendicular magnetization materials were applied. However, the same effect as in the first embodiment can be obtained.
  • Specific materials e.g., Co 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 L1 0 type ordered alloy such or, CoCrPt-SiO 2, FePt- SiO 2 such granular magnetic material in the matrix phase of the non-magnetic material
  • An amorphous alloy containing a transition metal in a rare earth metal such as Gd, Dy, or Tb, such as TbFeCo or GdFeCo, may be used.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • Example 1 CoFeB was used as the magnetic material of the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42, but Co 50 Fe 50 having a bcc crystal structure is also used. , Fe or other materials may be used. These materials are preferably used as the second high polarizability magnetic layer 42 in particular.
  • an amorphous CoFeB film is formed as the first high polarizability magnetic layer 41, and the MgO barrier layer 10 is oriented and grown to (001) thereon.
  • a bcc (001) structure of Fe grows according to the crystal structure of MgO, and bcc-CoFeB (001) / MgO (001) / bcc-Fe (001) can be produced by annealing.
  • Ru or Ta used in Example 1 is desirable from the viewpoint of reaction and diffusion with the magnetic layer by annealing treatment.
  • other materials such as Pt, Pd, Cr, Ti, and W may be used.
  • metals such as Ir, Rh, Re, and Os may be used as materials for the nonmagnetic layers 31 and 32 used in the laminated ferrimagnetic structure.
  • Example 1 the first high polarizability magnetic layer 41 (CoFeB), the second high polarizability magnetic layer 42 (CoFeB), and the barrier layer 10 (MgO) were crystallized at 300 ° C. after the device was fabricated.
  • the annealing in the vacuum chamber may be performed during the formation of the laminated film. For example, when 300 ° C. annealing is performed at the stage where the lower electrode 11 to the second high polarizability magnetic layer 42 are stacked on the substrate 5, the first high polarization using the MgO (001) structure of the barrier layer as a seed.
  • the rate magnetic layer 41 (CoFeB) and the second high polarizability magnetic layer 42 (CoFeB) are crystallized into a bcc (001) structure. Thereafter, the second nonmagnetic layer 32 to the upper electrode 12 are laminated to form a laminated film and processed to produce an element having a high TMR ratio.
  • Example 2 proposes a perpendicular magnetization MTJ element in which the laminated thin film on the upper side of the barrier layer is ferromagnetically coupled (laminated ferro).
  • the structure of the element and the material and film thickness of each layer are the same as those of Example 1 shown in FIG. 2 except for the thickness of the second nonmagnetic layer 32.
  • the film thickness of the second nonmagnetic layer 32 in the laminated ferro configuration 52 on the upper side of the barrier layer 10 is 0.4 nm, which is different from Example 1.
  • the magnetic coupling state of the two magnetic layers in the stacked structure depends on the thickness of the nonmagnetic layer inserted between them.
  • the second magnetic layer 22 and the second high polarizability magnetic layer 42 are ferromagnetically coupled via the second nonmagnetic layer 32. Note that the method for manufacturing the element is the same as that in the first embodiment.
  • the barrier layer 10 the first magnetic layer 21, the second magnetic layer 22, the first high polarizability magnetic layer 41, the second high polarizability magnetic layer 42 related to the resistance change of the element, Only the first nonmagnetic layer 31 and the second nonmagnetic layer 32 are shown.
  • the magnetization of the second magnetic layer 22 having a smaller thickness than that of the first magnetic layer 21 is reversed first.
  • 2 high polarizability magnetic layer 42 / second nonmagnetic layer 32 / second magnetic layer 22) serves as a recording layer, and a laminated ferrimagnetic structure (first magnetic layer 21 / first nonmagnetic layer) on the lower side. 31 / first high polarizability magnetic layer 41) becomes the fixed layer.
  • FIG. 4A shows an initial state in which no current is passed through the element.
  • the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer is antiferromagnetically coupled to the first magnetic layer 21 via the first nonmagnetic layer 31, and the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41.
  • the magnetization 61 of the first magnetic layer 21 is antiparallel. Therefore, the magnetization 61 of the first magnetic layer 21 faces upward, and the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 faces downward.
  • the second high polarizability layer 42 in the recording layer is ferromagnetically coupled to the second magnetic layer 22 via the second nonmagnetic layer 32.
  • the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 and the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 are parallel.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 are both directed downward, and the magnetizations on both sides of the barrier layer 10 are the same.
  • the magnetizations on both sides of the barrier layer 10 are the same.
  • FIG. 4 (B) shows the direction of magnetization when an electrode is passed through the element from the state of FIG. 4 (A).
  • spin-polarized electrons 80 pass through the second high polarizability magnetic layer 42 and flow into the first high polarizability magnetic layer 41.
  • only electrons having spins in the same direction as the spins of the second high polarizability magnetic layer 42 flow into the first high polarizability magnetic layer 41, and electrons having spins in the reverse direction flow into the barrier layer 10. Reflected on the surface.
  • the reflected electrons act on the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer, and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 is reversed by the spin injection magnetization reversal.
  • the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 which is ferromagnetically coupled by the laminated ferro configuration is also reversed.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer become an antiparallel arrangement, and the resistance of the MTJ element increases from the low resistance state to the high resistance state. Switch to the resistance state.
  • FIG. 4 (C) shows the direction of magnetization when an electrode is passed through the element from the state of FIG. 4 (B).
  • a current 70 is passed from the upper part to the lower part of the element from the state of FIG. 4B
  • spin-polarized electrons 80 are transferred from the first high polarizability magnetic layer 41 to the second high polarizability magnetic layer 42.
  • the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 is reversed by flowing and reversing the spin injection magnetization.
  • the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 that is ferromagnetically coupled in the laminated ferro configuration is also reversed.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 in the recording layer are arranged in parallel, and the MTJ element changes from the high resistance state to the low resistance state. Switch.
  • Example 2 As a result of producing and evaluating an element having the structure of Example 2, a TMR ratio of 100% or more was obtained. Further, E / k B T (E: magnetic energy of recording layer, k B : Boltzmann constant, T: operating temperature), which is a thermal stability index, is several times higher than the MTJ element having in-plane magnetization. Obtained. Furthermore, since the laminated ferro structure is adopted in the present invention, the thermal stability has the same effect as the element having the configuration shown in FIG. 1, and the characteristics are improved as compared with the perpendicular magnetization MTJ element having a single recording layer. did.
  • E magnetic energy of recording layer
  • k B Boltzmann constant
  • T operating temperature
  • Example 2 m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy was applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22, but other perpendicular magnetization materials were applied. However, the same effect as in the second embodiment can be obtained.
  • Co 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 L1 0 type ordered alloy such or,, CoCrPt-SiO 2, FePt -SiO 2 such granular magnetic material is non-magnetic matrix phase
  • An amorphous alloy containing a transition metal in a rare earth metal such as Gd, Dy, Tb, such as TbFeCo, GdFeCo, or the like may be used.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • CoFeB was used as the magnetic material of the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42, but Co 50 Fe 50 having a bcc crystal structure is also used. , Fe or other materials may be used. These materials are preferably used as the second high polarizability magnetic layer 42 in particular.
  • an amorphous CoFeB film is formed as the first high polarizability magnetic layer 41, and the MgO barrier layer 10 is oriented and grown to (001) thereon.
  • a bcc (001) structure of Fe grows according to the crystal structure of MgO, and bcc-CoFeB (001) / MgO (001) / bcc-Fe (001) can be produced by annealing.
  • Ru or Ta used in Example 2 is desirable from the viewpoint of reaction and diffusion with the magnetic layer by annealing treatment.
  • other materials such as Pt, Pd, Cr, Ti, and W may be used.
  • metals such as Ir, Rh, Re, and Os may be used as the material for the nonmagnetic layers 31 and 32 used in the laminated ferri and laminated ferrostructures.
  • Example 3 proposes a perpendicular magnetization MTJ element in which a recording layer is disposed below a barrier layer and a fixed layer is disposed above.
  • the basic structure of the element and the material of each layer are the same as those in Example 1 shown in FIG.
  • the film thicknesses of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22 are different from those in Example 1, and the first magnetic layer 21 shown in FIG. The thickness was 10 nm.
  • the method for manufacturing the element is the same as in Example 1.
  • the fixed layer and the free layer can be changed by controlling the film thicknesses of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • Example 3 since the lower magnetic layer 21 of the barrier layer 10 is thinner than the upper magnetic layer 22, when a current is passed through the element, the lower magnetic layer 21 and the first high magnetic layer 21 are The magnetization of the polarizability magnetic layer 41 is reversed first. That is, the lower side of the barrier layer 10 serves as a recording layer and the upper side serves as a fixed layer. Even with this configuration, it is possible to obtain the same effect as in the first embodiment.
  • Example 3 the m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy was applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22, but other perpendicular magnetization materials were applied. However, the same effect as in the third embodiment can be obtained.
  • Co 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 L1 0 type ordered alloy such or,, CoCrPt-SiO 2, FePt -SiO 2 such granular magnetic material is non-magnetic matrix phase
  • An amorphous alloy containing a transition metal in a rare earth metal such as Gd, Dy, Tb, such as TbFeCo, GdFeCo, or the like may be used.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • CoFeB was used as the magnetic material of the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42.
  • Co 50 Fe 50 having a bcc crystal structure is also used.
  • Fe or other materials may be used. These materials are preferably used as the second high polarizability magnetic layer 42 in particular.
  • an amorphous CoFeB film is formed as the first high polarizability magnetic layer 41, and the MgO barrier layer 10 is oriented and grown to (001) thereon.
  • a bcc (001) structure of Fe grows according to the crystal structure of MgO, and bcc-CoFeB (001) / MgO (001) / bcc-Fe (001) can be produced by annealing.
  • Ru or Ta used in Example 3 is desirable from the viewpoint of reaction and diffusion with the magnetic layer by annealing.
  • other materials such as Pt, Pd, Cr, Ti, and W may be used.
  • metals such as Ir, Rh, Re, and Os may be used as materials for the nonmagnetic layers 31 and 32 used in the laminated ferrimagnetic structure.
  • Example 4 proposes a perpendicular magnetization MTJ element in which a laminated ferrimagnetic layer / nonmagnetic layer / high polarizability magnetic layer is applied to only one side of a barrier layer.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view of the MTJ element in Example 4.
  • a laminated ferrimagnetic structure 51 is formed below the barrier layer 10 by the first magnetic layer 21 and the first nonmagnetic layer 31 exhibiting perpendicular magnetization, and the first high polarizability magnetic layer 41 having high electron spin polarizability. To do.
  • a second high polarizability magnetic layer 42 is disposed on the upper side of the barrier layer 10, and a second magnetic layer 22 showing perpendicular magnetization is directly formed on the second high polarizability magnetic layer 42 without using a nonmagnetic layer.
  • the first magnetic layer 21 and the first high polarizability magnetic layer 41 are antiferromagnetically coupled via the first nonmagnetic layer 31, The directions of the magnetizations 61 and 62 are antiparallel.
  • each layer is MgO (film thickness: 1 nm) for the barrier layer 10, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy (film thickness: 10 nm) for the first magnetic layer 21, and the second magnetic layer 22.
  • a Co / Pt multilayer film (Co film thickness: 0.4 nm, Pt film thickness: 0.6 nm, number of laminations: 3 cycles), Ru (film thickness: 0.8 nm), first nonmagnetic layer 31 CoFeB (film thickness: 1 nm) was applied to the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42.
  • Ru film thickness: 10 nm
  • a method for forming the laminated thin film structure shown in FIG. 5 will be described.
  • the lower electrode 11, the underlayer 13, the first magnetic layer 21, the first nonmagnetic layer 31, the first high polarizability magnetic layer 41, the barrier layer 10, and the second high polarizability magnetic layer 42 After being laminated, an annealing process at 300 ° C. was performed in-situ. Thereby, CoFeB of the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42 was crystallized to bcc (001). Thus, after first CoFeB was crystallized to bcc (001), the second magnetic layer 22, the cap layer 14, and the upper electrode 12 were laminated. Since Co / Pt exhibits perpendicular magnetization in the deposited state, subsequent annealing treatment is unnecessary. As in the first embodiment, electron beam (EB) lithography and ion beam etching were used for processing the element shape.
  • EB electron beam
  • the second magnetic layer 22 above the barrier layer 10 serves as a recording layer.
  • the second high polarizability magnetic layer 42 and the second magnetic layer 22 are magnetically coupled, and the magnetizations of the two layers are linked in the same direction. That is, regarding the operation of the element, the magnetization of each magnetic layer exhibits the same behavior as the element shown in the second embodiment.
  • Example 4 Although there is no nonmagnetic layer Ru on the second high polarizability magnetic layer 42, CoFeB which is the second high polarizability magnetic layer 42 can be formed with a bcc (001) structure. As in Example 1 to Example 3, a TMR ratio of 100% or more was obtained.
  • Example 4 a laminated film of m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy and Co / Pt was applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22. Even if the perpendicular magnetization material is applied, the same effect as in the fourth embodiment can be obtained.
  • Co 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 L1 0 type ordered alloy such or,, CoCrPt-SiO 2, FePt -SiO 2 such granular magnetic material is non-magnetic matrix phase
  • An amorphous alloy containing a transition metal in a rare earth metal such as Gd, Dy, Tb, such as TbFeCo, GdFeCo, or the like may be used. Further, the same material may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • CoFeB was used as the magnetic material of the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42, but Co 50 Fe 50 having a bcc crystal structure is also used. , Fe or other materials may be used. These materials are preferably used as the second high polarizability magnetic layer 42 in particular.
  • an amorphous CoFeB film is formed as the first high polarizability magnetic layer 41, and the MgO barrier layer 10 is oriented and grown to (001) thereon.
  • a bcc (001) structure of Fe grows according to the crystal structure of MgO, and bcc-CoFeB (001) / MgO (001) / bcc-Fe (001) can be produced by annealing.
  • Ru or Ta used in Example 4 is desirable from the viewpoint of reaction and diffusion with the magnetic layer by annealing.
  • other materials such as Pt, Pd, Cr, Ti, and W may be used.
  • metals such as Ir, Rh, Re, Os may be used in addition to Ru used in the fourth embodiment.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing a configuration example of a magnetic memory cell according to the present invention.
  • This magnetic memory cell 100 is equipped with the MTJ element 110 shown in the first to fourth embodiments.
  • the C-MOS 111 is composed of two n-type semiconductors 112 and 113 and one p-type semiconductor 114.
  • An electrode 121 serving as a drain is electrically connected to the n-type semiconductor 112 and connected to the ground via the electrode 141 and the electrode 147.
  • An electrode 122 serving as a source is electrically connected to the n-type semiconductor 113.
  • 123 is a gate electrode, and ON / OFF of the current between the source electrode 122 and the drain electrode 121 is controlled by ON / OFF of the gate electrode 123.
  • An electrode 145, an electrode 144, an electrode 143, an electrode 142, and an electrode 146 are stacked on the source electrode 122, and the lower electrode 11 of the MTJ element 110 is connected via the electrode 146.
  • the bit line 222 is connected to the upper electrode 12 of the MTJ element 110.
  • magnetic information is recorded by rotating the magnetization direction of the recording layer of the MTJ element 110 by the current flowing through the MTJ element 110, that is, the spin transfer torque.
  • the spin transfer torque is based on the principle that not the spatial external magnetic field but mainly the spin of spin-polarized current flowing in the MTJ element gives torque to the magnetic moment of the ferromagnetic free layer of the tunnel magnetoresistive element.
  • the MTJ element is provided with means for supplying current from the outside, and spin transfer torque magnetization reversal is realized by flowing current using the means.
  • the direction of magnetization of the recording layer 110 is controlled by passing a current between the bit line 222 and the electrode 146.
  • FIG. 7 is a diagram showing a configuration example of a magnetic random access memory in which the magnetic memory cells 100 are arranged in an array.
  • a word line 223 and a bit line 222 connected to the gate electrode 123 are electrically connected to the memory cell 100.
  • a write enable signal is sent to the write driver connected to the bit line 222 to which a current is to be supplied to boost the voltage, and a predetermined current is supplied to the bit line 222.
  • a predetermined current is supplied to the bit line 222.
  • either the write driver 230 or the write driver 231 is dropped to the ground, and the current direction is controlled by adjusting the potential difference.
  • a write enable signal is sent to the write driver 232 connected to the word line 223 to boost the write driver 232 and turn on the transistor connected to the MTJ element to be written. As a result, a current flows through the MTJ element, and spin torque magnetization reversal is performed.
  • the signal to the write driver 232 is disconnected and the transistor is turned off.

Abstract

　垂直磁化材料を適用し、ＴＭＲ比の高い磁気抵抗効果素子を提供する。　バリア層１０の上下に配置する記録層と固定層として、垂直磁化磁性層２１，２２と高分極率磁性層４１，４２からなる積層フェリ構成５１，５２を適用する。垂直磁化磁性層と高分極率磁性層の間に挿入する非磁性層３１，３２によって、垂直磁化磁性層の結晶性を良好にし、さらにＭｇＯバリア層１０を（００１）に結晶配向させるとともに高分極率磁性層４１，４２をｂｃｃ（００１）で結晶配向させる。

Description

磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリ
　本発明は、垂直磁化材料を用いた磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリに関するものである。
　近年、磁性体を用いたメモリとしてＭＲＡＭ（Magnetic Random Access Memory）が開発されている。ＭＲＡＭは、トンネル磁気抵抗（Tunneling Magnetoresistive：ＴＭＲ）効果を利用するＭＴＪ（Magnetic Tunneling Junction）を要素素子として用いる。ＭＴＪ素子は２枚の強磁性体層で非磁性体層（絶縁層）を挟んだ構造を有し、片側の強磁性体層（記録層）の磁化方向を外部磁場によって反転できる。このように、ＭＴＪ素子では磁性体層の磁化方向を制御することによって、情報を記録する。電源を切っても磁性体の磁化方向は変化しないため、記録した情報が保持される不揮発動作を実現できる。ＭＴＪ素子の磁化方向を変化させる（情報を書き換える）には外部から磁場を印加する方式の他、近年、ＭＴＪ素子に直接直流電流を流して磁化を反転させる、スピントランスファートルク磁化反転（スピン注入磁化反転）方式が見出されている。例えば、特許文献１には面内磁化材料を記録層として用い、スピン注入磁化反転を利用するＭＴＪ素子及びそれを集積したメモリ：ＳＰＲＡＭ（SPin-transfer torque Magnetic Random Access Memory）が開示されている。
　ＳＰＲＡＭの集積度向上にはＭＴＪ素子の微細化が必要となるが、その際、ＭＴＪ素子における磁気情報の熱的安定性が課題となる。ＭＴＪ素子の記録層の磁化方向を反転させるために必要な磁気エネルギーに対し、環境温度による熱エネルギーが高くなる場合、外部磁場もしくは電流を印加しなくとも磁化の反転が起こる。サイズの縮小とともにＭＴＪ素子の磁気エネルギーは減少するため、素子の微細化に伴いこの熱的安定性は低下する。微細な領域でも熱的安定性を維持し信頼性の高い動作を実現するためには、ＭＴＪ素子の記録層材料の結晶磁気異方性を高めるのが有効である。これまでに、面内磁化材料と比べ結晶磁気異方性の高い垂直磁化材料を用いたＭＴＪ素子が開示されている（特許文献２）。さらに垂直磁化材料を適用したＭＴＪ素子では、記録層内にかかる反磁界の影響が面内磁化ＭＴＪ素子とは異なり、磁化の反転に要する電流密度（書き込み電流密度）を低減する方向にはたらく。そのため、面内磁化ＭＴＪ素子と比べ書き込み電流密度を低減でき消費電力を抑制できる利点がある。
　垂直磁化ＭＴＪ素子において抵抗変化率（ＴＭＲ比）を向上させる手段として、絶縁層（バリア層）に酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を用い、その両側に電子スピンの分極率が高い材料（ＣｏＦｅＢなど）を配置する構造が開示されている（特許文献３）。ここで垂直磁化の強磁性層は高分極率磁性層に直に接して配置される。さらに、高分極率磁性層に隣接する垂直磁化層として、非磁性体層を２枚の強磁性体層で挟んだ構造（積層フェリ構造）を用いる素子も提案されている（特許文献３）。図１に、特許文献３に開示されている垂直磁化ＭＴＪ素子の積層薄膜の構成を示す。バリア層２１３の下側に垂直磁化を示す磁性層２０５，２０６及び非磁性層２０９からなる積層フェリ構成２１４を形成し、上側に垂直磁化を示す磁性層２０７，２０８及び非磁性層２１０からなる積層フェリ構成２１５を形成する。また、バリア層２１３の両側界面には高分極率磁性層２１１，２１２が配置される。なお図１中の矢印２１６－１，２１６－２，２１７－１，２１７－２は磁性層の磁化の方向を表しており、図に示すとおり積層フェリ構造では、非磁性層２０９，２１０を介して２枚の磁性層（２０５と２０６、２０７と２０８）の磁化が反平行方向に結合される。そのため、垂直磁化層から発生する漏れ磁場を抑制できる効果がある。なお、垂直磁化ＭＴＪ素子の以前から面内磁化ＭＴＪ素子で積層フェリを適用した構成が検討されており、例えば特許文献４に示されている。
特開２００２－３０５３３７号公報 特開２００３－１４２３６４号公報 特開２００７－１４２３６４号公報 特開２００８－１９８７９２号公報
Appl. Phys. Lett., Vol.93, 082508 (2008）
　実際に上記のような垂直磁化ＭＴＪ素子を作製し、高いＴＭＲ比を得るためには強磁性体層及びバリア層の結晶配向制御が重要である。面内磁化ＭＴＪ素子に関するこれまでの検討より、ＮａＣｌ構造をもつＭｇＯ（００１）バリア層を用い、さらにその両側にｂｃｃ（００１）結晶構造の強磁性層を配置する構造で極めて高いＴＭＲ比が得られることが明らかになっている。高ＴＭＲ素子に用いる強磁性層の材料としては、ｂｃｃ構造を有するＦｅやＣｏＦｅＢが適している。ただし、Ｆｅを用いる場合、ｂｃｃ（００１）配向を得るためには下地層の結晶配向制御が必須であり、分子線エピタキシー装置などを用いたエピタキシャル成長が必要となる。一方、ＣｏＦｅＢの場合は量産性に優れたスパッタ装置での薄膜作製が可能である。室温でスパッタ成膜したＣｏＦｅＢは下地の結晶構造に影響されずアモルファス構造となる。アモルファスＣｏＦｅＢ層の上に形成するＭｇＯは（００１）に配向する。ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢ積層構造を形成した後、アニールを行うと、ＭｇＯ（００１）の界面からＣｏＦｅＢ層の結晶化が進行することで、ＣｏＦｅＢ層をｂｃｃ（００１）配向させることができる。このようにＣｏＦｅＢを用いると、アモルファス状態での成膜とアニールによる結晶化メカニズムにより、量産に適したスパッタ装置でもＭｇＯ（００１）バリア層とｂｃｃ（００１）構造の強磁性層を備えた、高ＴＭＲ比のＭＴＪ素子を作製することが可能となる。
　面内磁化ＭＴＪ素子で有効なＣｏＦｅＢとＭｇＯの組み合わせを、垂直磁化ＭＴＪ素子に適用する場合、ＣｏＦｅＢに接する材料を考慮する必要がある。面内磁化ＭＴＪ素子の検討結果より、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢ積層構造を形成しても、ＣｏＦｅＢの外側に接する材料によってはＭｇＯ界面からＣｏＦｅＢ層の結晶化が進行せず、ＣｏＦｅＢ層のｂｃｃ（００１）構造が得られない場合がある。以上のことは垂直磁化ＭＴＪ素子においてもあてはまり、特許文献３のような構造で高分極率材料にＣｏＦｅＢを用いる場合、垂直磁化層を直接ＣｏＦｅＢに接して配置すると、垂直磁化層の材料によってはＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）構造が得られない懸念がある。
　本発明の目的は、従来技術に比べて熱安定性に優れ、書き込み電流が低く、かつ高いＴＭＲ比を示す垂直磁化ＭＴＪ素子を提供するものである。より詳細には、本発明は、高ＴＭＲ比の実現に重要なバリア層とそれに隣接する高分極率の強磁性体層の結晶配向性を制御しつつ、同時に、結晶磁気異方性の高い垂直磁化材料を適用したＭＴＪ素子を提供するものである。
　本発明では、ＭＴＪ素子を作製するための積層薄膜構成として、バリア層の両側に高分極率の強磁性層を配置する。さらに、好適には、非磁性層と垂直磁化を示す磁性層を用いて、高分極率磁性層／非磁性層／垂直磁化磁性層からなる積層フェリ構造をバリア層の上下に形成する。一方の積層フェリ構造が固定層として作用し、他方の積層フェリ構造が記録層として作用する。
　本発明における薄膜構成を適用することで、高いＴＭＲ比を示し、かつ熱安定性に優れた垂直磁化ＭＴＪ素子が作製可能となる。さらには、スパッタ法など量産に適した方法での薄膜形成が容易となるとともに、垂直磁化材料の選択の幅も拡大する。
公知のＭＴＪ素子の断面模式図である。 本発明によるＭＴＪ素子の一例の断面模式図である。 本発明によるＭＴＪ素子の一例の磁化反転動作を模式的に示した図である。 本発明によるＭＴＪ素子の他の例の磁化反転動作を模式的に示した図である。 本発明によるＭＴＪ素子の一例の断面模式図である。 本発明による磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。 本発明によるランダムアクセスメモリの構成例を示す模式図である。
　本発明の実施形態を、図面を用いて詳細に説明する。なお、本発明の実施例で述べるＭＴＪ素子では、スピン注入磁化反転の機構を利用して記録層の磁化を反転させる。すなわち、素子中に電流を流し、スピン偏極した電流のスピンが磁性体記録層の磁気モーメントにトルクを与えることにより、記録層の磁化を反転させる。
＜実施例１＞
　図２に、実施例１におけるＭＴＪ素子の断面模式図を示す。バリア層１０の下側に、垂直磁化を示す第１の磁性層２１と第１の非磁性層３１、及び電子スピンの分極率が高い第１の高分極率磁性層４１による積層フェリ構造５１を形成する。同様にバリア層１０の上側に、垂直磁化を示す第２の磁性層２２と第２の非磁性層３２、及び第２の高分極率磁性層４２による積層フェリ構造５２を形成する。なお、図２に示すように、積層フェリ構造５１において、第１の磁性層２１と第１の高分極率磁性層４１は第１の非磁性層３１を介して反強磁性結合しており、それぞれの磁化６１，６２の方向は反平行になる。積層フェリ構造５２についても同様である。
　特許文献３の素子構成では、図１に示したように、垂直磁化の磁性層２０５（２０７），２０６（２０８）同士が非磁性層２０９（２１０）を介して積層フェリ構造を形成し、高分極率磁性層２１１（２１２）と磁性層２０６（２０７）は直接積層される。それに対し、本発明では、高分極率磁性層４１（４２）と磁性層２１（２２）が、非磁性層３１（３２）と積層フェリを構成する点で、特許文献３の発明とは構造が異なる。
　各層の材料としては、バリア層１０にＭｇＯ（膜厚：１ｎｍ）、第１の磁性層２１にｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金（膜厚：１０ｎｍ）、第２の磁性層２２にｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金（膜厚：３ｎｍ）、第１の非磁性層３１及び第２の非磁性層３２にＲｕ（膜厚：０．８ｎｍ）、第１の高分極率磁性層４１及び第２の高分極率磁性層４２にはＣｏＦｅＢ（膜厚：１ｎｍ）を適用した。また、下部電極１１としては、Ｔａ層（膜厚：５ｎｍ）、Ｐｔ層（膜厚：１０ｎｍ）の順で積層した膜を用いた。下地層１３にはＲｕ（膜厚：２０ｎｍ）を用い、キャップ層１４にはＲｕ（膜厚：５ｎｍ）を用いた。各層はＡｒガスを用いたＲＦスパッタリング法を用いてＳｉ基板５上に形成した。各層の成膜条件はいずれも、圧力１ｍＴｏｒｒ、Ａｒガス流量３０ｓｃｃｍ、ＲＦパワー３００Ｗを用いた。
　積層膜を形成後、電子ビーム（ＥＢ）リソグラフィとイオンビームエッチングを用いて、上面の面積が５０×５０ｎｍのピラー形状に加工した。その後、Ｃｒ（膜厚：５ｎｍ）／Ａｕ（膜厚：１００ｎｍ）の積層構造の上部電極１２を形成した。以上の工程により作製した素子を３００℃でアニール処理した。なお、図示はしていないが、上部電極層１２と下部電極層１１にはそれぞれ、素子に電流を流すための配線が接続される。
　積層膜の結晶構造について以下に説明する。第１の非磁性層３１であるＲｕ上に第１の高分極率磁性層４１であるＣｏＦｅＢはアモルファス状態で成長する。バリア層１０のＭｇＯはアモルファスのＣｏＦｅＢ上に（００１）で配向成長する。さらにその上の第２の高分極率磁性層４２のＣｏＦｅＢもアモルファスで成長する。キャップ層１４まで形成した後、この積層膜を３００℃でアニール処理すると、バリア層１０のＭｇＯ（００１）を種として、両側に配した第１の高分極率磁性層４１と第２の高分極率磁性層４２のＣｏＦｅＢがアモルファス状態からｂｃｃ（００１）に結晶化する。ＭＴＪ素子におけるトンネル抵抗比（ＴＭＲ比）は、バリア層とその界面の強磁性体層の結晶構造に強く依存し、ＭｇＯ（００１）バリア層とｂｃｃ（００１）に配向した強磁性体層の組み合わせにより、高いＴＭＲ比が得られる（非特許文献１）。
　また、アニールによってＣｏＦｅＢを結晶化させる際、その配向性はＭｇＯと反対側にある層（本実施例では非磁性層３１，３２）の結晶構造にも影響を受ける。ＣｏＦｅＢに接している材料によっては、ＣｏＦｅＢの結晶化がｂｃｃ（００１）配向で進行しない場合もある。本実施例で、高分極率磁性層４１，４２のＣｏＦｅＢに接している非磁性層３１，３２のＲｕは、面内磁化ＭＴＪ素子においてＣｏＦｅＢ／Ｒｕ／ＣｏＦｅＢの積層フェリ構造に用いられる材料であり、ＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）配向成長を妨げないことが知られている（特許文献４）。また、Ｒｕは磁性層２１，２２のＣｏ75Ｐｔ25規則合金の下地層、キャップ層としても良好な材料であり、下地にＲｕを配置することで高い磁気異方性を有するＣｏ75Ｐｔ25規則合金（磁性層２１，２２）を形成できる。
　以上のように、本実施例では、ＭｇＯバリア層の上下に、垂直磁化磁性層／Ｒｕ／高分極率磁性層、高分極率磁性層／Ｒｕ／垂直磁化磁性層からなる積層フェリ構成を適用することで、高異方性の垂直磁化磁性層を形成し、同時に高ＴＭＲ比が得られるｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－（００１）ＣｏＦｅＢ構造を形成できる。
　素子の動作について図３を用いて説明する。簡単のために、素子の抵抗変化に関係するバリア層１０、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２、第１の非磁性層３１、第２の非磁性層３２のみを図示する。情報書き換えのための電流を流すと、第１の磁性層２１に比べ膜厚の薄い第２の磁性層２２の方が先に磁化反転するため、バリア層１０の上側にある積層フェリ構成（第２の高分極率磁性層４２／第２の非磁性層３２／第２の磁性層２２）が記録層となり、下側にある積層フェリ構成（第１の磁性層２１／第１の非磁性層３１／第１の高分極率磁性層４１）が固定層となる。
　図３（Ａ）は素子に電流を流していない初期状態を示す。第１の磁性層２１の磁化６１、及び第２の磁性層２２の磁化６４はともに上側を向いている。第１の高分極率磁性層４１、及び第２の高分極率磁性層４２はそれぞれ、第１の非磁性層３１、及び第２の非磁性層３２を介して、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２と反強磁性結合している。高分極率磁性層４１，４２の材料であるＣｏＦｅＢは本来面内磁化材料であるが、垂直磁化の磁性層２１，２２と磁気結合することで、磁化が垂直方向をむく。垂直磁化を示す第１の磁性層２１と反強磁性結合するため、第１の高分極率磁性層４１の磁化６２は下側を向き、同様に、第２の磁性層２２と反強磁性結合する第２の高分極率磁性層４２の磁化６３も下側を向く。
　図３（Ｂ）は図３（Ａ）の状態から、素子に電流を流した時の磁化の方向を示す。素子の下部から上部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第２の高分極率磁性層４２を通り、第１の高分極率磁性層４１に流れる。その際、第２の高分極率磁性層４２のスピンと同方向のスピンを持った電子のみが、第１の高分極率磁性層４１に流れ込み、逆方向のスピンを持った電子はバリア層１０の表面で反射される。反射された電子は記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化に作用し、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化が反転する。同時に、積層フェリ構成で反強磁性結合となっている第２の磁性層２２の磁化も反転する。このとき固定層の第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層にある第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反平行配列となりＭＴＪ素子は低抵抗状態から高抵抗状態にスイッチする。
　一方、図３（Ｂ）の状態から、逆に素子の上部から下部へ電流を流すと図３（Ｃ）の状態となる。素子の上部から下部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第１の高分極率磁性層４１から第２の高分極率磁性層４２に流れこみ、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、積層フェリ構成で反強磁性結合となっている第２の磁性層２２の磁化６４も反転する。このとき固定層にある第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が平行配列となりＭＴＪ素子の抵抗は高抵抗状態から低抵抗状態にスイッチする。
　実施例１の構造の素子を作製し評価した結果、１００％以上のＴＭＲ比が得られた。また、熱安定性指標であるＥ／ｋBＴ（Ｅ：記録層の磁気エネルギー、ｋB：ボルツマン定数、Ｔ：使用温度）としては、面内磁化のＭＴＪ素子に比べて数倍高い値が得られた。さらに本発明では積層フェリ構造を採用しているため、熱安定性については図１に示した構成の素子と同様の効果があり、記録層が単層の垂直磁化ＭＴＪ素子と比べて特性が向上した。本発明では、高分極率磁性層４１，４２と、垂直磁化の磁性層２１，２２の間にＲｕを挿入することで、アニールによるＣｏＦｅＢの結晶化をＭｇＯ界面から進行させ、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）構造を容易に作製できる。すなわち、ＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶化において、垂直磁化の磁性層２１，２２からの影響を抑制するため、特許文献３に示されているようなＣｏＦｅＢと垂直磁化材料が直接接触する構成と比べ、ｂｃｃ（００１）構造の形成が容易であると同時に、垂直磁化の磁性層の材料選択性が広がる利点がある。
　実施例１では、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２の垂直磁化材料として、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例１と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50等のＬ１0型規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また実施例１では、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２の磁性材料として、ＣｏＦｅＢを用いたが、それ以外にも、ｂｃｃ結晶構造をとるＣｏ50Ｆｅ50，Ｆｅなどの材料を用いても良い。これらの材料は、特に第２の高分極率磁性層４２として用いることが望ましい。例えば、第１の高分極率磁性層４１としてアモルファスのＣｏＦｅＢを成膜し、その上にＭｇＯバリア層１０を（００１）に配向成長させる。その上にＦｅを堆積するとＭｇＯの結晶構造に従ってＦｅのｂｃｃ（００１）構造が成長し、アニール処理によって、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－Ｆｅ（００１）を作製できる。また、キャップ層としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例１で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。また、積層フェリ構造に使用する非磁性層３１，３２の材料としては実施例１で用いたＲｕの他に、Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ｏｓなどの金属を用いてもよい。
　また、実施例１では第１の高分極率磁性層４１（ＣｏＦｅＢ）及び第２の高分極率磁性層４２（ＣｏＦｅＢ）及びバリア層１０（ＭｇＯ）の結晶化のため、素子を作製後に３００℃のアニールを行ったが、積層膜を形成する途中で真空チャンバー内でのアニールを行っても良い。例えば、基板５上に下部電極１１から第２の高分極率磁性層４２までを積層した段階で、３００℃のアニールを行うと、バリア層のＭｇＯ（００１）構造を種として第１の高分極率磁性層４１（ＣｏＦｅＢ）及び第２の高分極率磁性層４２（ＣｏＦｅＢ）がｂｃｃ（００１）構造に結晶化する。その後、第２の非磁性層３２から上部電極１２までを積層して積層膜を形成し、加工することで高いＴＭＲ比を示す素子が作製できる。
＜実施例２＞
　実施例２は、バリア層上側の積層薄膜を強磁性結合（積層フェロ）させた垂直磁化ＭＴＪ素子を提案するものである。素子の構造・各層の材料と膜厚は、第２の非磁性層３２の厚さを除き、図２に示した実施例１と同じである。実施例２では、バリア層１０上側の積層フェロ構成５２にある第２の非磁性層３２の膜厚が実施例１と異なり、０．４ｎｍとなる。積層構成における２つの磁性層の磁気結合状態は、間に挿入する非磁性層の膜厚に依存する。実施例２では、第２の非磁性層３２を介して第２の磁性層２２と第２の高分極率磁性層４２が強磁性結合する。なお、素子の作製方法も実施例１と同様である。
　素子の動作について図４を用いて説明する。簡単のために、素子の抵抗変化に関係するバリア層１０、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２、第１の非磁性層３１、第２の非磁性層３２のみを図示する。情報書き換えのための電流を流すと、第１の磁性層２１に比べ膜厚の薄い第２の磁性層２２の方が先に磁化反転するため、バリア層１０の上側にある積層フェロ構成（第２の高分極率磁性層４２／第２の非磁性層３２／第２の磁性層２２）が記録層となり、下側にある積層フェリ構成（第１の磁性層２１／第１の非磁性層３１／第１の高分極率磁性層４１）が固定層となる。
　図４（Ａ）は素子に電流を流していない初期状態を示す。固定層にある第１の高分極率磁性層４１は、第１の非磁性層３１を介して第１の磁性層２１と反強磁性結合し、第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と第１の磁性層２１の磁化６１は反平行となる。そのため、第１の磁性層２１の磁化６１は上側を向き、第１の高分極率磁性層４１の磁化６２は下側を向いている。一方、記録層にある第２の高分極率層４２は、第２の非磁性層３２を介して第２の磁性層２２と強磁性結合している。そのため、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３と第２の磁性層２２の磁化６４は平行となる。図４（Ａ）に示す状態では、第１の高分極率磁性層４１の磁化６２、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３は共に下側を向いており、バリア層１０両側の磁化が平行になっているため素子は低抵抗状態となっている。
　図４（Ｂ）は図４（Ａ）の状態から、素子に電極を流した時の磁化の方向を示す。素子の下部から上部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第２の高分極率磁性層４２を通り、第１の高分極率磁性層４１に流れる。その際、第２の高分極率磁性層４２のスピンと同方向のスピンを持った電子のみが、第１の高分極率磁性層４１に流れ込み、逆方向のスピンを持った電子はバリア層１０の表面で反射される。反射された電子は記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３に作用し、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、積層フェロ構成により強磁性結合となっている第２の磁性層２２の磁化６４も一緒に反転する。このとき固定層にある第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反平行配列となりＭＴＪ素子の抵抗は低抵抗状態から高抵抗状態にスイッチする。
　図４（Ｃ）は図４（Ｂ）の状態から、素子に電極を流した時の磁化の方向を示す。図４（Ｂ）の状態から、素子の上部から下部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第１の高分極率磁性層４１から第２の高分極率磁性層４２に流れこみ、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、積層フェロ構成で強磁性結合となっている第２の磁性層２２の磁化６４も一緒に反転する。このとき固定層の第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層にある第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が平行配列となりＭＴＪ素子は高抵抗状態から低抵抗状態にスイッチする。
　実施例２の構造の素子を作製し評価した結果、１００％以上のＴＭＲ比が得られた。また、熱安定性指標であるＥ／ｋBＴ（Ｅ：記録層の磁気エネルギー、ｋB：ボルツマン定数、Ｔ：使用温度）としては、面内磁化のＭＴＪ素子に比べて数倍高い値が得られた。さらに本発明では積層フェロ構造を採用しているため、熱安定性については図１に示した構成の素子と同様の効果があり、記録層が単層の垂直磁化ＭＴＪ素子と比べて特性が向上した。本発明では、高分極率磁性層４１，４２と、垂直磁化の磁性層２１，２２の間にＲｕを挿入することで、アニールによるＣｏＦｅＢの結晶化をＭｇＯ界面から進行させ、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）構造を容易に作製できる。すなわち、ＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶化において、垂直磁化の磁性層２１，２２からの影響を抑制するので、特許文献３に示されているようなＣｏＦｅＢと垂直磁化材料が直接接触する構成と比べ、ｂｃｃ（００１）構造の形成が容易であると同時に、垂直磁化の磁性層の材料選択性が広がる利点がある。
　実施例２では、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２の垂直磁化材料として、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例２と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50等のＬ１0型の規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また実施例２では、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２の磁性材料として、ＣｏＦｅＢを用いたが、それ以外にも、ｂｃｃ結晶構造をとるＣｏ50Ｆｅ50，Ｆｅなどの材料を用いても良い。これらの材料は、特に第２の高分極率磁性層４２として用いることが望ましい。例えば、第１の高分極率磁性層４１としてアモルファスのＣｏＦｅＢを成膜し、その上にＭｇＯバリア層１０を（００１）に配向成長させる。その上にＦｅを堆積するとＭｇＯの結晶構造に従ってＦｅのｂｃｃ（００１）構造が成長し、アニール処理によって、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－Ｆｅ（００１）を作製できる。また、キャップ層としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例２で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。また、積層フェリ及び積層フェロ構造に使用する非磁性層３１，３２の材料としては実施例２で用いたＲｕの他に、Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ｏｓなどの金属を用いてもよい。
＜実施例３＞
　実施例３は、バリア層の下側に記録層、上側に固定層を配置する垂直磁化のＭＴＪ素子を提案するものである。素子の基本構成及び各層の材料は図２に示した実施例１と同様である。ただし実施例３では、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２の膜厚が実施例１と異なり、図２に示した第１の磁性層２１を３ｎｍ、第２の磁性層２２を１０ｎｍとした。また、素子の作製方法も実施例１と同様である。本発明のＭＴＪ素子では、第１の磁性層２１と、第２の磁性層２２の膜厚を制御することで、固定層と自由層を変更できる。実施例３では、バリア層１０の下側の磁性層２１の方が上側の磁性層２２よりも膜厚が薄いため、素子に電流を流した場合、下側の磁性層２１及び第１の高分極率磁性層４１の磁化が先に反転する。つまり、バリア層１０の下側が記録層、上側が固定層としてはたらく。この構成でも実施例１と同様の効果を得ることが可能である。
　実施例３では、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２の垂直磁化材料として、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例３と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50等のＬ１0型の規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また実施例３では、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２の磁性材料として、ＣｏＦｅＢを用いたが、それ以外にも、ｂｃｃ結晶構造をとるＣｏ50Ｆｅ50，Ｆｅなどの材料を用いても良い。これらの材料は、特に第２の高分極率磁性層４２として用いることが望ましい。例えば、第１の高分極率磁性層４１としてアモルファスのＣｏＦｅＢを成膜し、その上にＭｇＯバリア層１０を（００１）に配向成長させる。その上にＦｅを堆積するとＭｇＯの結晶構造に従ってＦｅのｂｃｃ（００１）構造が成長し、アニール処理によって、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－Ｆｅ（００１）を作製できる。また、キャップ層としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例３で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。また、積層フェリ構造に使用する非磁性層３１，３２の材料としては実施例３で用いたＲｕの他に、Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ｏｓなどの金属を用いてもよい。
＜実施例４＞
　実施例４は、磁性層／非磁性層／高分極率磁性層の積層フェリ構成をバリア層の片側のみに適用した垂直磁化ＭＴＪ素子を提案するものである。図５に、実施例４におけるＭＴＪ素子の断面模式図を示す。バリア層１０下側に、垂直磁化を示す第１の磁性層２１と第１の非磁性層３１、及び電子スピンの分極率が高い第１の高分極率磁性層４１による積層フェリ構造５１を形成する。バリア層１０の上側には第２の高分極率磁性層４２を配し、その上に非磁性層を介さず直接、垂直磁化を示す第２の磁性層２２を形成する。なお、図５に示すように、積層フェリ構造５１において、第１の磁性層２１と第１の高分極率磁性層４１は第１の非磁性層３１を介して反強磁性結合しており、それぞれの磁化６１，６２の方向は反平行になる。
　各層の材料としては、バリア層１０にＭｇＯ（膜厚：１ｎｍ）、第１の磁性層２１にｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金（膜厚：１０ｎｍ）、第２の磁性層２２にＣｏ／Ｐｔの多層膜（Ｃｏ膜厚：０．４ｎｍ、Ｐｔ膜厚：０．６ｎｍ、積層回数：３周期）、第１の非磁性層３１にＲｕ（膜厚：０．８ｎｍ）、第１の高分極率磁性層４１及び第２の高分極率磁性層４２にはＣｏＦｅＢ（膜厚：１ｎｍ）を適用した。また、下地層１３とキャップ層１４にはＲｕ（膜厚：１０ｎｍ）を用いた。
　図５に示す積層薄膜構造の形成方法を説明する。基板５上に下部電極１１、下地層１３、第１の磁性層２１、第１の非磁性層３１、第１の高分極率磁性層４１、バリア層１０、第２の高分極率磁性層４２までを積層した後、ｉｎ－ｓｉｔｕにおいて３００℃のアニール処理を行った。これにより、第１の高分極率磁性層４１と第２の高分極率磁性層４２のＣｏＦｅＢをｂｃｃ（００１）に結晶化させた。このように、はじめにＣｏＦｅＢをｂｃｃ（００１）に結晶化させた後、第２の磁性層２２、キャップ層１４、上部電極１２を積層した。Ｃｏ／Ｐｔは成膜した状態で垂直磁化を発現するため、その後のアニール処理は不要である。素子形状の加工には実施例１と同様に、電子ビーム（ＥＢ）リソグラフィとイオンビームエッチングを用いた。
　実施例４のＭＴＪ素子では、バリア層１０の上側にある第２の磁性層２２が記録層としてはたらく。第２の高分極率磁性層４２と第２の磁性層２２は磁気結合しており、二つの層の磁化は連動して同じ方向を向く。つまり、素子の動作に関して、各磁性層の磁化は実施例２で示した素子と同様の挙動を示す。
　実施例４のＭＴＪ素子では、第２の高分極率磁性層４２の上に非磁性層Ｒｕがないものの、第２の高分極率磁性層４２であるＣｏＦｅＢはｂｃｃ（００１）構造で形成できるため、実施例１から実施例３と同様１００％以上のＴＭＲ比が得られた。
　実施例４では、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２の垂直磁化材料として、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金とＣｏ／Ｐｔの積層膜を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例４と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50等のＬ１0型の規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、同じ材料を用いてもよい。
　また実施例４では、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２の磁性材料として、ＣｏＦｅＢを用いたが、それ以外にも、ｂｃｃ結晶構造をとるＣｏ50Ｆｅ50，Ｆｅなどの材料を用いても良い。これらの材料は、特に第２の高分極率磁性層４２として用いることが望ましい。例えば、第１の高分極率磁性層４１としてアモルファスのＣｏＦｅＢを成膜し、その上にＭｇＯバリア層１０を（００１）に配向成長させる。その上にＦｅを堆積するとＭｇＯの結晶構造に従ってＦｅのｂｃｃ（００１）構造が成長し、アニール処理によって、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－Ｆｅ（００１）を作製できる。また、キャップ層としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例４で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。また、積層フェリ構造に使用する第１の非磁性層３１の材料としては実施例４で用いたＲｕの他に、Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ｏｓなどの金属を用いてもよい。
＜実施例５＞
　実施例５は、本発明によるＭＴＪ素子を適用したランダムアクセスメモリを提案するものである。図６は、本発明による磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。この磁気メモリセル１００は、実施例１～４に示したＭＴＪ素子１１０を搭載している。
　Ｃ－ＭＯＳ１１１は、２つのｎ型半導体１１２，１１３と一つのｐ型半導体１１４からなる。ｎ型半導体１１２にドレインとなる電極１２１が電気的に接続され、電極１４１及び電極１４７介してグラウンドに接続されている。ｎ型半導体１１３には、ソースとなる電極１２２が電気的に接続されている。さらに１２３はゲート電極であり、このゲート電極１２３のＯＮ／ＯＦＦによりソース電極１２２とドレイン電極１２１の間の電流のＯＮ／ＯＦＦを制御する。上記ソース電極１２２に電極１４５、電極１４４、電極１４３、電極１４２、電極１４６が積層され、電極１４６を介してＭＴＪ素子１１０の下部電極１１が接続されている。
　ビット線２２２は上記ＭＴＪ素子１１０の上部電極１２に接続されている。本実施例の磁気メモリセルでは、ＭＴＪ素子１１０に流れる電流、すなわちスピントランスファートルクによりＭＴＪ素子１１０の記録層の磁化方向を回転し磁気的情報を記録する。スピントランスファートルクは、空間的な外部磁界ではなく主として、ＭＴＪ素子中を流れるスピン偏極した電流のスピンがトンネル磁気抵抗効果素子の強磁性自由層の磁気モーメントにトルクを与える原理である。したがってＭＴＪ素子に外部から電流を供給する手段を備え、その手段を用いて電流を流すことによりスピントランスファートルク磁化反転は実現される。本実施例では、ビット線２２２と電極１４６の間に電流を流すことにより１１０中の記録層の磁化の方向を制御する。
　図７は、上記磁気メモリセル１００をアレイ状に配置した磁気ランダムアクセスメモリの構成例を示す図である。ゲート電極１２３に接続されたワード線２２３、及びビット線２２２がメモリセル１００に電気的に接続されている。実施例１～４に記載のＭＴＪ素子を備えた磁気メモリセルを配置することにより、従来よりも低消電力で動作が可能な、ギガビット級の高密度磁気メモリを実現可能である。
　本構成の場合の書込みは、まず、電流を流したいビット線２２２に接続された書き込みドライバにライトイネーブル信号を送って昇圧し、ビット線２２２に所定の電流を流す。電流の向きに応じ、書き込みドライバ２３０ないし書き込みドライバ２３１のいずれかをグランドに落として、電位差を調節して電流方向を制御する。次に所定時間経過後、ワード線２２３に接続された書き込みドライバ２３２にライトイネーブル信号を送り、書き込みドライバ２３２を昇圧して、書き込みたいＭＴＪ素子に接続されたトランジスタをオンにする。これによりＭＴＪ素子に電流が流れ、スピントルク磁化反転が行われる。所定の時間、トランジスタをオンにしたのち、書込みドライバ２３２への信号を切断し、トランジスタをオフにする。読出しの際は、読出したいＭＴＪ素子につながったビット線２２２のみを読出し電圧Ｖに昇圧し、選択トランジスタのみをオンにして電流を流し、読出しを行う。この構造は最も単純な１トランジスタ＋１メモリセルの配置なので、単位セルの占める面積は２Ｆ×４Ｆ＝８Ｆ2と高集積なものにすることができる。
５　基板
１０　バリア層
１１　下部電極
１２　上部電極
１３　下地層
１４　キャップ層
２１　第１の磁性層
２２　第２の磁性層
３１　第１の非磁性層
３２　第２の非磁性層
４１　第１の高分極率磁性層
４２　第２の高分極率磁性層
５１，５２　積層フェリ構成
６１～６４　磁化
７０　電流
８０　電子
１００　メモリセル
１１０　ＭＴＪ素子
１１１　Ｃ－ＭＯＳ
１１２，１１３　ｎ型半導体
１１４　ｐ型半導体
１２１　ソース電極
１２２　ドレイン電極
１２３　ゲート電極
１４１～１４７　電極
１５０　書き込み線
２０５～２０８　磁性層
２０９，２１０　非磁性層
２１１，２１２　高分極率磁性層
２１３　バリア層
２１４，２１５　積層フェリ構成
２１６　磁化
２１７　磁化
２２２　ビット線
２２３　ワード線
２３０～２３２　書き込みドライバ

Claims (11)

  1. 　垂直磁化を示す磁性層を含み膜厚方向に流れる電流によって磁化の方向が反転する記録層と、
    　垂直磁化を示す磁性層を含み磁化の方向が固定された固定層と、
    　前記記録層と前記固定層の間に配置されたバリア層とを備え、
    　前記固定層及び前記記録層の少なくとも一方は、非磁性層を挟んで高分極率磁性層と前記垂直磁化を示す磁性層が磁気結合した積層薄膜であり、
    　前記高分極率磁性層は、前記バリア層の両側界面に配置されていることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  2. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層と前記固定層の少なくとも一方は、前記高分極率磁性層と前記垂直磁化を示す磁性層の磁化が反強磁性結合していることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  3. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層と前記固定層の少なくとも一方は、前記高分極率磁性層と前記垂直磁化を示す磁性層の磁化が強磁性結合していることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  4. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記非磁性層の材料はＲｕであることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  5. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記バリア層の材料はＭｇＯであり、前記高分極率磁性層の材料はＣｏＦｅＢ，ＣｏＦｅ又はＦｅであることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  6. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層及び前記固定層を構成する、前記垂直磁化を示す磁性層の両方もしくは一方は、ｍ－Ｄ０19型のＣｏＰｔ規則合金、Ｌ１１型のＣｏＰｔ規則合金、もしくはＣｏ－Ｐｔ，Ｃｏ－Ｐｄ，Ｆｅ－Ｐｔ，Ｆｅ－Ｐｄのいずれかを主成分とするＬ１0型の規則合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  7. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層及び前記固定層を構成する、前記垂直磁化を示す磁性層の両方もしくは一方は、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中から選択される１つ以上の元素を含む合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  8. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層及び前記固定層を構成する、前記垂直磁化を示す磁性層の両方もしくは一方は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれか、もしくはその中の１つ以上を含む合金と、非磁性金属とを交互に積層した積層膜であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  9. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層及び前記固定層を構成する、前記垂直磁化を示す磁性層の両方もしくは一方は、粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  10. 　請求項１に記載のトンネル磁気抵抗効果素子おいて、前記記録層及び前記固定層を構成する、前記垂直磁化を示す磁性層の両方もしくは一方は、希土類金属と遷移金属を含んだアモルファス合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  11. 　複数の磁気メモリセルと、所望の磁気メモリセルを選択する手段とを備えたランダムアクセスメモリにおいて、
    　前記磁気メモリセルは、請求項１～１０のいずれか１項に記載のトンネル磁気抵抗効果素子と、前記トンネル磁気抵抗効果素子の膜厚方向に通電するためのトランジスタとを備え、
    　前記トランジスタの一端が第一の書込みドライバ回路に接続されたソース線に電気的に接続され、
    　前記メモリセルの前記トランジスタに接続されていない側の端部が、第二の書込みドライバ回路と読出し信号を増幅するアンプに接続されたビット線に接続され、
    　前記トランジスタの抵抗を制御するワード線を備え、該ワード線が第三の書込みドライバ回路に接続され、
    　前記磁気メモリセルの膜厚方向に通電して前記記録層をスピントランスファートルクにより磁化反転させることによって情報の書込を行うことを特徴とするランダムアクセスメモリ。
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Cited By (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012174709A (ja) * 2011-02-17 2012-09-10 Fujitsu Ltd 磁気トンネル接合素子及び磁気ランダムアクセスメモリ
JP2012204432A (ja) * 2011-03-24 2012-10-22 Toshiba Corp 磁気ランダムアクセスメモリ及びその製造方法
JP2012243933A (ja) * 2011-05-19 2012-12-10 Sony Corp 記憶素子、記憶装置
JP2013016643A (ja) * 2011-07-04 2013-01-24 Toshiba Corp 磁気抵抗素子及び磁気メモリ
KR101446338B1 (ko) * 2012-07-17 2014-10-01 삼성전자주식회사 자기 소자 및 그 제조 방법
US8946837B2 (en) 2011-07-04 2015-02-03 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor storage device with magnetoresistive element
WO2015033464A1 (ja) * 2013-09-09 2015-03-12 株式会社日立製作所 磁気センサ素子
US9142756B2 (en) 2013-09-06 2015-09-22 Makoto Nagamine Tunneling magnetoresistive element having a high MR ratio
JP2015207775A (ja) * 2015-06-12 2015-11-19 ソニー株式会社 スピントランスファトルク記憶素子、記憶装置
US9231192B2 (en) 2011-02-28 2016-01-05 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor memory device and method for manufacturing the same
US9373776B2 (en) 2011-07-04 2016-06-21 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element and magnetic memory using the same
JP2016197754A (ja) * 2011-05-20 2016-11-24 国立大学法人東北大学 磁気メモリ素子および磁気メモリ
CN107004764A (zh) * 2014-12-02 2017-08-01 美光科技公司 磁单元结构及其制造方法
JP2018129105A (ja) * 2017-02-07 2018-08-16 三星電子株式会社Ｓａｍｓｕｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 磁気抵抗メモリ装置
JP2018133474A (ja) * 2017-02-16 2018-08-23 三星電子株式会社Ｓａｍｓｕｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 磁気トンネル接合素子及び磁気抵抗メモリ
US10290799B2 (en) 2013-09-13 2019-05-14 Micron Technology, Inc. Magnetic memory cells and semiconductor devices
US10347689B2 (en) 2014-10-16 2019-07-09 Micron Technology, Inc. Magnetic devices with magnetic and getter regions and methods of formation
US10396278B2 (en) 2013-09-18 2019-08-27 Micron Technology, Inc. Electronic devices with magnetic and attractor materials and methods of fabrication
WO2019187800A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 国立大学法人東北大学 磁気抵抗効果素子及び磁気メモリ
US10439131B2 (en) 2015-01-15 2019-10-08 Micron Technology, Inc. Methods of forming semiconductor devices including tunnel barrier materials
US10505104B2 (en) 2014-04-09 2019-12-10 Micron Technology, Inc. Electronic devices including magnetic cell core structures
CN111725388A (zh) * 2019-03-18 2020-09-29 东芝存储器株式会社 磁性装置
CN112750945A (zh) * 2019-10-31 2021-05-04 上海磁宇信息科技有限公司 一种具双自由层的磁性随机存储器存储单元

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020155442A (ja) 2019-03-18 2020-09-24 キオクシア株式会社 磁気デバイス

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001257395A (ja) * 2000-03-10 2001-09-21 Sharp Corp 磁気抵抗効果素子及びそれを用いた磁気メモリ
JP2008283207A (ja) * 2005-10-19 2008-11-20 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ランダムアクセスメモリ、電子カード及び電子装置

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5096702B2 (ja) * 2005-07-28 2012-12-12 株式会社日立製作所 磁気抵抗効果素子及びそれを搭載した不揮発性磁気メモリ
JP5143444B2 (ja) * 2007-02-13 2013-02-13 株式会社日立製作所 磁気抵抗効果素子、それを用いた磁気メモリセル及び磁気ランダムアクセスメモリ
JP2008283145A (ja) * 2007-05-14 2008-11-20 Toshiba Corp 磁気ランダムアクセスメモリおよびその製造方法
JP4738395B2 (ja) * 2007-09-25 2011-08-03 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子およびそれを用いた磁気ランダムアクセスメモリ
JP2009094104A (ja) * 2007-10-03 2009-04-30 Toshiba Corp 磁気抵抗素子

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001257395A (ja) * 2000-03-10 2001-09-21 Sharp Corp 磁気抵抗効果素子及びそれを用いた磁気メモリ
JP2008283207A (ja) * 2005-10-19 2008-11-20 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ランダムアクセスメモリ、電子カード及び電子装置

Cited By (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012174709A (ja) * 2011-02-17 2012-09-10 Fujitsu Ltd 磁気トンネル接合素子及び磁気ランダムアクセスメモリ
US9231192B2 (en) 2011-02-28 2016-01-05 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor memory device and method for manufacturing the same
JP2012204432A (ja) * 2011-03-24 2012-10-22 Toshiba Corp 磁気ランダムアクセスメモリ及びその製造方法
US9099642B2 (en) 2011-05-19 2015-08-04 Sony Corporation Memory element and memory device
JP2012243933A (ja) * 2011-05-19 2012-12-10 Sony Corp 記憶素子、記憶装置
US9257635B2 (en) 2011-05-19 2016-02-09 Sony Corporation Memory element and memory device
JP2016197754A (ja) * 2011-05-20 2016-11-24 国立大学法人東北大学 磁気メモリ素子および磁気メモリ
JP2013016643A (ja) * 2011-07-04 2013-01-24 Toshiba Corp 磁気抵抗素子及び磁気メモリ
US8946837B2 (en) 2011-07-04 2015-02-03 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor storage device with magnetoresistive element
US9312477B2 (en) 2011-07-04 2016-04-12 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor storage device with magnetoresistive element
US9373776B2 (en) 2011-07-04 2016-06-21 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element and magnetic memory using the same
KR101446338B1 (ko) * 2012-07-17 2014-10-01 삼성전자주식회사 자기 소자 및 그 제조 방법
US9142756B2 (en) 2013-09-06 2015-09-22 Makoto Nagamine Tunneling magnetoresistive element having a high MR ratio
JPWO2015033464A1 (ja) * 2013-09-09 2017-03-02 株式会社日立製作所 磁気センサ素子
WO2015033464A1 (ja) * 2013-09-09 2015-03-12 株式会社日立製作所 磁気センサ素子
US10290799B2 (en) 2013-09-13 2019-05-14 Micron Technology, Inc. Magnetic memory cells and semiconductor devices
US11211554B2 (en) 2013-09-13 2021-12-28 Micron Technology, Inc. Electronic systems including magnetic regions
US10396278B2 (en) 2013-09-18 2019-08-27 Micron Technology, Inc. Electronic devices with magnetic and attractor materials and methods of fabrication
US10505104B2 (en) 2014-04-09 2019-12-10 Micron Technology, Inc. Electronic devices including magnetic cell core structures
US11251363B2 (en) 2014-04-09 2022-02-15 Micron Technology, Inc. Methods of forming electronic devices
US10680036B2 (en) 2014-10-16 2020-06-09 Micron Technology, Inc. Magnetic devices with magnetic and getter regions
US10347689B2 (en) 2014-10-16 2019-07-09 Micron Technology, Inc. Magnetic devices with magnetic and getter regions and methods of formation
US10355044B2 (en) 2014-10-16 2019-07-16 Micron Technology, Inc. Magnetic memory cells, semiconductor devices, and methods of formation
CN107004764A (zh) * 2014-12-02 2017-08-01 美光科技公司 磁单元结构及其制造方法
KR20170091691A (ko) * 2014-12-02 2017-08-09 마이크론 테크놀로지, 인크 자기 셀 구조들, 및 제조 방법들
JP2018501647A (ja) * 2014-12-02 2018-01-18 マイクロン テクノロジー， インク． 磁気セル構造体、および製造の方法
US10134978B2 (en) 2014-12-02 2018-11-20 Micron Technology, Inc. Magnetic cell structures, and methods of fabrication
KR102051194B1 (ko) * 2014-12-02 2020-01-08 마이크론 테크놀로지, 인크 자기 셀 구조들, 및 제조 방법들
US10439131B2 (en) 2015-01-15 2019-10-08 Micron Technology, Inc. Methods of forming semiconductor devices including tunnel barrier materials
JP2015207775A (ja) * 2015-06-12 2015-11-19 ソニー株式会社 スピントランスファトルク記憶素子、記憶装置
JP2018129105A (ja) * 2017-02-07 2018-08-16 三星電子株式会社Ｓａｍｓｕｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 磁気抵抗メモリ装置
JP2018133474A (ja) * 2017-02-16 2018-08-23 三星電子株式会社Ｓａｍｓｕｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 磁気トンネル接合素子及び磁気抵抗メモリ
WO2019187800A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 国立大学法人東北大学 磁気抵抗効果素子及び磁気メモリ
US11770981B2 (en) 2018-03-30 2023-09-26 Tohoku University Magnetoresistive element and magnetic memory
CN111725388A (zh) * 2019-03-18 2020-09-29 东芝存储器株式会社 磁性装置
CN112750945A (zh) * 2019-10-31 2021-05-04 上海磁宇信息科技有限公司 一种具双自由层的磁性随机存储器存储单元

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TW201123569A (en) 2011-07-01
JP5579175B2 (ja) 2014-08-27

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